低溫鍺量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)生長(zhǎng)硅鍺弛豫襯底研究

周志文，葉劍鋒，李世國(guó)

（深圳信息職業(yè)技術(shù)學(xué)院 電子與通信學(xué)院，廣東 深圳 518172）

低溫鍺量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)生長(zhǎng)硅鍺弛豫襯底研究

周志文，葉劍鋒，李世國(guó)

（深圳信息職業(yè)技術(shù)學(xué)院 電子與通信學(xué)院，廣東 深圳 518172）

為了提高生長(zhǎng)在硅襯底上的硅鍺弛豫襯底的質(zhì)量，提出了低溫鍺量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)，分析了該技術(shù)在應(yīng)變弛豫的促進(jìn)，表面形貌的改善，位錯(cuò)密度的降低等方面的作用機(jī)理?；诘蜏劓N量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)，利用超高真空化學(xué)氣相淀積系統(tǒng)，在硅襯底上生長(zhǎng)出高質(zhì)量的硅鍺弛豫襯底。鍺組份為0.28，厚度不足380 nm的硅鍺弛豫襯底，應(yīng)變弛豫度達(dá)到99%，表面沒有Cross-hatch形貌，表面粗糙度小于2 nm，位錯(cuò)密度低于105 cm-2。

硅鍺弛豫襯底；低溫鍺量子點(diǎn)緩沖層；生長(zhǎng)

硅鍺（SiGe）材料具有優(yōu)越的光、電、熱等性能，并且與成熟的硅（Si）微電子工藝兼容，使得它們?cè)诠杌骷绨l(fā)光器件、光電探測(cè)器、光電調(diào)制器、晶體管等中得到研究和應(yīng)用[1,2]。高性能器件的研制離不開高質(zhì)量材料的生長(zhǎng)。高質(zhì)量SiGe弛豫襯底的性能參數(shù)為：高的應(yīng)變弛豫度、小的表面粗糙度、低的位錯(cuò)密度、薄的緩沖層厚度，等等。SiGe和Si之間存在熱失配和晶格失配，在Si襯底上直接生長(zhǎng)SiGe弛豫襯底，通常會(huì)使得表面粗糙度過大，位錯(cuò)密度過高。為此，多種緩沖層技術(shù)被提出，包括：組份變化緩沖層[3,4]、插入Si[5]和SiGe/ SiGeC超晶格[6]、低溫Si[7]和低溫SiGe[8]以及離子注入[9]等。這些技術(shù)在SiGe弛豫襯底的某些性能方面取得了優(yōu)異的結(jié)果，但也存在不足之處：（1）SiGe弛豫襯底的應(yīng)變弛豫度不高[10]。其原因是應(yīng)變弛豫的主要機(jī)制是失配位錯(cuò)，其產(chǎn)生和運(yùn)動(dòng)受到熱動(dòng)力學(xué)的限制。通常，采用高溫退火或者增加厚度的方法來提高應(yīng)變弛豫度，這樣額外增加了工藝集成的難度。（2）SiGe弛豫襯底的表面出現(xiàn)Cross-hatch形貌[11,12]。Cross-hatch形貌不僅使表面粗糙度增加，而且使應(yīng)力場(chǎng)呈周期性分布，不利于后續(xù)材料生長(zhǎng)和器件制作[13]。

為了提高應(yīng)變弛豫度，改善表面Cross-hatch形貌，提高生長(zhǎng)在Si襯底上的SiGe弛豫襯底的質(zhì)量，提出了低溫鍺量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)，從理論上分析并從實(shí)驗(yàn)上證實(shí)了該技術(shù)在生長(zhǎng)SiGe弛豫襯底的優(yōu)越性。

1 低溫鍺量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)

圖1為低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)的生長(zhǎng)結(jié)構(gòu)示意圖。在體Si襯底上，先以較低溫度（300oC左右）生長(zhǎng)低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層，再升高溫度（500oC左右）生長(zhǎng)SiGe弛豫襯底。下面將分別分析該技術(shù)在應(yīng)變弛豫的促進(jìn)，表面形貌的改善，位錯(cuò)密度的降低等方面的作用機(jī)理。

圖1 生長(zhǎng)結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Schematic cross section of LT-Ge islands buffer

在SiGe合金中，晶格失配度最大的是Ge和Si，達(dá)到4.2%，共度生長(zhǎng)在Si襯底上的Ge，臨界厚度只有幾納米，使得SiGe/Si之間的失配應(yīng)變較容易通過產(chǎn)生表面起伏（形成量子點(diǎn)）和（或）形成失配位錯(cuò)來弛豫（釋放），不再需要增加弛豫襯底的厚度或者高溫退火來處理。

研究表明，Cross-hatch形貌是由周期性失配位錯(cuò)的產(chǎn)生導(dǎo)致的原子錯(cuò)位，以及非均勻應(yīng)變分布導(dǎo)致的生長(zhǎng)速率局部增強(qiáng)所引起的，與應(yīng)變弛豫的Freak-Read源位錯(cuò)的增殖、運(yùn)動(dòng)相關(guān)聯(lián)[11,12]。Ge量子點(diǎn)的產(chǎn)生釋放了部分失配應(yīng)變，而分布的隨機(jī)性打破了失配位錯(cuò)成核的周期性，從而改善了表面Cross-hatch形貌和應(yīng)變分布。同時(shí)，在較低溫度下生長(zhǎng)的Ge量子點(diǎn)，其尺寸較小，容易被后續(xù)生長(zhǎng)的SiGe弛豫襯底所掩埋，使生長(zhǎng)表面逐漸變平整，從而降低表面粗糙度。

失配應(yīng)變的大小和分布決定著位錯(cuò)的產(chǎn)生和運(yùn)動(dòng)。SiGe弛豫襯底和低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層的應(yīng)變分量分別表示為[14]：

根據(jù)公式1計(jì)算了SiGe弛豫襯底和Ge量子點(diǎn)的應(yīng)變分量與SiGe弛豫襯底厚度的關(guān)系。由于SiGe/ Si材料的楊氏模量、泊松比的值幾乎相同，假設(shè)K=1。Ge量子點(diǎn)的厚度hsub為3nm或6nm，直徑2l為20nm或40nm，計(jì)算結(jié)果如圖2所示。當(dāng)SiGe弛豫襯底的厚度遠(yuǎn)小于Ge量子點(diǎn)緩沖層的厚度時(shí)，失配應(yīng)變主要分布在SiGe弛豫襯底內(nèi)，使位錯(cuò)向弛豫襯底內(nèi)移動(dòng)，增加了弛豫襯底的位錯(cuò)密度；當(dāng)SiGe弛豫襯底的厚度遠(yuǎn)大于緩沖層的厚度時(shí)，失配應(yīng)變主要分布在緩沖層內(nèi)，使位錯(cuò)向緩沖層內(nèi)移動(dòng)，降低了弛豫襯底的位錯(cuò)密度。低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層可以調(diào)節(jié)應(yīng)變，將位錯(cuò)限制在緩沖層內(nèi)，極大地降低了弛豫襯底中的位錯(cuò)密度。

圖2 應(yīng)變分布圖2 Strain distribution

以上理論分析表明，低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層在促進(jìn)應(yīng)變釋放的同時(shí)改善了表面形貌，而其應(yīng)變調(diào)節(jié)作用又降低了位錯(cuò)密度。

2 實(shí)驗(yàn)

SiGe/Si弛豫襯底的生長(zhǎng)設(shè)備是超高真空化學(xué)氣相沉積系統(tǒng)，該系統(tǒng)裝配有反射高能電子衍射儀（RHEED），可以原位監(jiān)控生長(zhǎng)過程，高純乙硅烷和鍺烷為生長(zhǎng)氣源[15]。生長(zhǎng)過程簡(jiǎn)述如下：

圖3 生長(zhǎng)結(jié)構(gòu)和參數(shù)Fig.3 Growth structure and parameters

四英寸，電阻率為0.1～1 Ω·cm的N型Si（100）襯底，經(jīng)過標(biāo)準(zhǔn)RCA清洗后傳入生長(zhǎng)室。生長(zhǎng)室內(nèi)襯底溫度在900℃保持30 min，以去除水汽、氧雜質(zhì)等。隨后設(shè)定合時(shí)的溫度，通入氣源，開始生長(zhǎng)。圖3為生長(zhǎng)結(jié)構(gòu)和參數(shù)。首先在750℃生長(zhǎng)Si緩沖層，厚度為300nm；然后降低溫度到～300℃生長(zhǎng)Ge量子點(diǎn)，厚度小于5nm；最后緩慢升高溫度到～500℃生長(zhǎng)SiGe，厚度為350nm。為了抑制升溫過程中Ge量子點(diǎn)的起伏，在低溫300℃和高溫500℃之間的中溫400℃，增加生長(zhǎng)了一層30nm厚的SiGe[16]。

采用英國(guó)Bede公司的高精度X射線衍射儀（HRXRD，X射線源為Cu κα1，波長(zhǎng)λ=0.15406nm）和英國(guó)Renishaw公司的拉曼光譜儀（UV-1000x，Ar+激光器，波長(zhǎng)λ=514.5 nm）檢測(cè)樣品的組份、應(yīng)變弛豫度和晶體質(zhì)量；采用日本SⅡNano Technology公司的原子力顯微鏡（AFM，SPI4000-SPA400，輕敲模式）和光學(xué)顯微鏡分析樣品的表面形貌；采用化學(xué)腐蝕位錯(cuò)坑[17]的方法分析位錯(cuò)的分布和密度，腐蝕溶液為Secco溶液，SiGe弛豫襯底被腐蝕掉的厚度為～80 nm。

3 結(jié)果和討論

3.1 表面形貌

圖4為SiGe弛豫襯底生長(zhǎng)過程中的原位RHEED衍射花斑。生長(zhǎng)完Si緩沖層后，出現(xiàn)清晰明亮的2×1條紋，見圖（a），說明表面十分平整；生長(zhǎng)完低溫Ge緩沖層后，點(diǎn)狀出現(xiàn)，并且條紋變模糊，見圖（b），表明有Ge量子點(diǎn)的形成。生長(zhǎng)完中溫SiGe后，點(diǎn)狀變模糊，條紋變清晰，見圖（c），說明生長(zhǎng)的SiGe覆蓋了Ge量子點(diǎn)；生長(zhǎng)完高溫SiGe后，與Si緩沖層的相似，條紋恢復(fù)清晰明亮，點(diǎn)狀消失，見圖（d），表明表面的平整性好。

圖4 原位RHEED圖案Fig.4 In-situ RHEED patterns

表面形貌AFM測(cè)試的結(jié)果如圖5所示。圖（a）和（b）分別為低溫Ge量子點(diǎn)和SiGe弛豫襯底的表面形貌。圖（a）中，觀察到密集的、小型的量子點(diǎn)，量子點(diǎn)的直徑為20-50nm，高度為2-6nm，密度為～7×1010cm-2。圖（b）中，SiGe弛豫襯底的表面無Cross-hatch形貌，表面十分平整，粗糙度約為1.9nm。AFM測(cè)試結(jié)果與RHEED監(jiān)測(cè)結(jié)果相一致。Ge量子點(diǎn)的形成改善了表面的Cross-hatch形貌，而SiGe的生長(zhǎng)又將Ge量子點(diǎn)掩埋。

圖5 表面形貌AFM圖Fig.5 AFM images

3.2 應(yīng)變弛豫

圖6為SiGe弛豫襯底的HRXRD搖擺曲線，包括兩條曲線：（004）對(duì)稱面的和（224）非對(duì)稱面的。每條曲線有兩個(gè)衍射峰，其中，Si襯底的衍射峰較窄，SiGe弛豫襯底的衍射峰較寬。HRXRD沒有檢測(cè)到Ge量子點(diǎn)的衍射信號(hào)。SiGe弛豫襯底（004）面和（224）面的衍射峰具有較好的對(duì)稱性，說明應(yīng)變被均勻地弛豫。根據(jù)（004）面和（224）面的峰位，計(jì)算SiGe弛豫襯底的Ge組份為0.28，弛豫度為99%。

圖6 HRXRD搖擺曲線Fig.6 HRXRD rocking curves

由于HRXRD沒有檢測(cè)到Ge量子點(diǎn)緩沖層的衍射信號(hào)，又進(jìn)行了拉曼散射實(shí)驗(yàn)，結(jié)果如圖7所示。圖（a）和（b）分別為低溫Ge量子點(diǎn)和SiGe弛豫襯底的散射譜。圖（a）的散射峰僅有來自Si襯底的Si-Si模和來自Ge量子點(diǎn)的Ge-Ge模。圖（b）的散射峰比較多，從高波數(shù)到低波數(shù)，峰位及其來源依次為：

520.6 cm-1 Si襯底的Si-Si模

500 cm-1左右 SiGe弛豫襯底的Si-Si模

435 cm-1左右 局域化的Si-Si模

400 cm-1左右 SiGe弛豫襯底的Si-Ge模

306 cm-1低溫 Ge量子點(diǎn)的Ge-Ge模

290 cm-1左右 SiGe弛豫襯底的Ge-Ge模

根據(jù)SiGe弛豫襯底的Si-Si模和Si-Ge模，計(jì)算得到SiGe弛豫襯底中Ge的組份為0.26，應(yīng)變弛豫度為～100%。在實(shí)驗(yàn)誤差范圍內(nèi)，拉曼散射實(shí)驗(yàn)與HRXRD實(shí)驗(yàn)結(jié)果近乎完全吻合，均證實(shí)SiGe弛豫襯底具有高的弛豫度。Si0.72Ge0.28弛豫襯底的厚度僅有380 nm，弛豫度卻達(dá)到100%，說明低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層極其利于SiGe/Si之間應(yīng)變的弛豫。

圖7 拉曼散射光譜Fig.7 Raman spectra

Ge和Si之間最大的晶格失配度，為應(yīng)變弛豫提供了便利的條件：起伏表面和（或）產(chǎn)生位錯(cuò)，使得在僅生長(zhǎng)Ge量子點(diǎn)時(shí)，應(yīng)變弛豫度就很高。圖（a）中， Ge量子點(diǎn)Ge-Ge模的峰位為304 cm-1，接近體Ge的300.2 cm-1。根據(jù)峰位計(jì)算Ge量子點(diǎn)的應(yīng)變弛豫度為77%。在應(yīng)變弛豫了的Ge量子點(diǎn)上后續(xù)生長(zhǎng)SiGe，極易弛豫SiGe的壓應(yīng)變。由于體Ge的晶格常數(shù)比SiGe的大，SiGe甚至可能受到張應(yīng)變。實(shí)際測(cè)量結(jié)果是SiGe完全無應(yīng)變。主要原因是Ge量子點(diǎn)具有應(yīng)變調(diào)制作用，為了與SiGe的晶格相匹配，弛豫了的Ge晶格又被壓縮了，導(dǎo)致Ge的壓應(yīng)變?cè)黾?。圖（a）中，Ge量子點(diǎn)Ge-Ge模的峰位為304 cm-1，而圖（b）中的為306 cm-1。由于壓應(yīng)變的增加，Ge-Ge模的峰位移動(dòng)了2 cm-1。生長(zhǎng)SiGe弛豫襯底后，Ge量子點(diǎn)的壓應(yīng)變從0.95%增加到1.45%。另外，圖（a）中Ge量子點(diǎn)Ge-Ge模的峰值半高寬為17cm-1，比圖（b）中的7 cm-1大，說明低溫Ge緩沖層中的缺陷較多，結(jié)晶質(zhì)量較差。

晶格調(diào)制過程如圖8所示。體SiGe的晶格常數(shù)隨著Ge組份的增加而增大，見圖（a），在Si襯底上生長(zhǎng)低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層，由于大的失配應(yīng)變，Ge的晶格很快完全弛豫，幾乎達(dá)到體Ge，見圖（b）。但是，在其上后續(xù)生長(zhǎng)SiGe，Ge的晶格又被壓縮，幾乎與體SiGe的相同，見圖（c）。應(yīng)變大小的改變，以及外延層厚度的增加，Ge的晶格隨之相應(yīng)地被調(diào)制。這是因?yàn)镚e量子點(diǎn)較薄，分布著大部份的失配應(yīng)變（見圖2的計(jì)算結(jié)果），并且Ge量子點(diǎn)是在低溫下生長(zhǎng)的，結(jié)晶質(zhì)量變差，機(jī)械強(qiáng)度減弱（見圖7的測(cè)試結(jié)果），具有被調(diào)制的可能。

圖8 晶格結(jié)構(gòu)變化示意圖Fig.8 Schematic of lattice structure

3.3 位錯(cuò)

圖9為化學(xué)腐蝕后SiGe弛豫襯底的表面形貌光學(xué)顯微鏡圖。圖9中穿透位錯(cuò)露頭較少，位錯(cuò)密度少于105 cm-2。位錯(cuò)密度低的原因有兩點(diǎn)：一是應(yīng)變?cè)谏L(zhǎng)Ge量子點(diǎn)時(shí)已經(jīng)釋放，生長(zhǎng)SiGe弛豫襯底時(shí)不再需要產(chǎn)生新的失配位錯(cuò)；二是Ge量子點(diǎn)能夠調(diào)節(jié)應(yīng)變（見圖8），大部份位錯(cuò)被限制在低溫Ge緩沖層和Si襯底的界面，SiGe弛豫襯底的位錯(cuò)被減少。

圖9 表面光學(xué)顯微鏡圖Fig.9 Optical view of SiGe surface

3.4 比較

將我們的實(shí)驗(yàn)結(jié)果與文獻(xiàn)報(bào)道的列于表1。綜合比較，我們的Si0.72Ge0.28弛豫襯底，厚度薄，弛豫度高，表面平整，位錯(cuò)密度低，表明低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)在生長(zhǎng)SiGe弛豫襯底中具有明顯的優(yōu)勢(shì)。

表1 SiGe弛豫襯底的性能比較Tab.1 Properties of SiGe virtual substrates grown by various methods

4 結(jié)論

為了提高生長(zhǎng)在硅襯底上的硅鍺弛豫襯底的晶體質(zhì)量，提出了低溫Ge量子點(diǎn)緩沖層技術(shù)，從實(shí)驗(yàn)上驗(yàn)證了該技術(shù)的優(yōu)越性：提高應(yīng)變弛豫度，改善表面Cross-hatch形貌，降低位錯(cuò)密度。厚度僅為380nm的Si0.72Ge0.28弛豫襯底，應(yīng)變弛豫度達(dá)到99%，表面無Cross-hatch形貌，表面粗糙度小于2nm，位錯(cuò)密度低于105cm-2。

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Growth of SiGe virtual substrate on Si(100) by low temperature Ge islands buffer

ZHOU Zhiwen,YE Jianfeng,LI Shiguo
（School of Electronic Communication Technology,Shenzhen Institute of Information Technology,Guangdong Shenzhen 518172,P.R.China）

A method for the growth of strain-relaxed SiGe virtual substrate(VS) on Si substrate with low temperature Ge(LT-Ge) islands buffer was proposed and studied.The role of LT-Ge islands buffer played in the mechanism of strain adjustment,surface modification and dislocation annihilation was analyzed.High-quality strain-relaxed SiGe VS was grown on Si(100) substrate in an ultra-high vacuum chemical vapor deposition system by LT-Ge islands buffer.Si0.72Ge0.28 VS with a thickness of only 380 nm had a strain relaxation degree of 99%.No cross-hatch pattern was observed on the SiGe VS surface and the surface root-mean-square roughness was less than 2 nm.The threading dislocation density was lower than 105 cm-2.

SiGe virtual substrate;low temperature Ge islands buffer;growth

TM23

A

1672-6332（2015）03-0005-06

【責(zé)任編輯：高潮】

2015-09-28

深圳市科技計(jì)劃項(xiàng)目(No.JCYJ20120821162230170);廣東省高等學(xué)校優(yōu)秀青年教師項(xiàng)目(Yq2014123)

周志文（1982— ），男（漢），湖北漢川人，博士，副教授，研究方向?yàn)榘雽?dǎo)體材料和器件。E-mail：zhouzw@sziit.com.cn;35518062@qq.com.cn